KR20090120720A

KR20090120720A - 고강도 고가공성 냉연강판, 용융아연도금강판 및 그제조방법

Info

Publication number: KR20090120720A
Application number: KR1020080046665A
Authority: KR
Inventors: 진영훈; 진광근; 곽재현; 김성일
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2008-05-20
Filing date: 2008-05-20
Publication date: 2009-11-25
Also published as: KR100985375B1

Abstract

본 발명은, 탄소(C): 0.20~0.25wt%, 실리콘(Si): 1.2~1.6wt%, 망간(Mn): 1.2~1.6wt%, 알루미늄(Al): 0.5~1.5wt%, 니켈(Ni): 0.1~2.0wt%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03wt%, 보론(B): 5~30ppm, 안티몬(Sb): 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타의 불가피한 불순물을 포함하여, Si+Al의 함량에 관계없이 980MPa 이상의 고강도 및 28% 이상의 연신율 특성을 가지는 냉연강판, 용융아연도금강판 및 그 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면 980MPa의 인장강도와 28%이상의 연신율을 갖는 고강도 고가공성강을 경제적이고 효율적으로 제공할 수 있어 자동차 등의 구조용 부품으로 용이하게 사용될 수 있다.

연신율, 잔류 오스테나이트, lath 마르텐사이트, 냉연강판, 용융아연도금강판

Description

고강도 고가공성 냉연강판, 용융아연도금강판 및 그 제조방법{Cold-Rolled Steel Sheet and Hot Dip Galvanized Steel Sheet with High Strength and High Formabilitry and Manufacturing Method Thereof}

본 발명은 자동차를 구성하는 부품들 중 범퍼 보강재, 도어 내의 충격 흡수재 등으로 사용될 수 있는 강도 및 가공성이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 성분계 및 냉간압하율을 제어하여 인장강도 980MPa 이상의 강도를 보유하면서 28% 이상의 연신율을 구비하는 강도 및 가공성이 우수한 자동차용 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차용 강판은 자동차 성형품의 복잡화, 일체화 경향으로 더욱 높은 수준의 성형성을 요구하고 있다. 특히 범퍼 보강재 또는 도어 내의 충격 흡수재는 차체가 충돌 시 승객의 안전과 밀접한 관계가 되는 부품으로 높은 인장강도, 우수한 연신율을 구비하며, 낮은 항복비를 가지는 성형성이 우수한 고강도 강판이 주로 사용되고 있다. 여기에 환경오염 문제를 해결하고 연비 절감을 위한 차체 경량화의 수요도 급증하여 980MPa 수준의 인장강도 및 25% 이상의 고연신율을 나타내는 초고 강도 강판에 관한 연구가 지속적으로 이루어지고 있다.

자동차용으로 사용되는 고강도강에는 대표적으로 이상조직강(예강; Dual Phase) 및 변태유기소성변형강(TRIP강; Transformation Induced Plasticity)이 사용되고 있다.

일반적으로 가공성이 우수한 초고강도강의 제조공정은 크게 슬라브제조, 열간압연, 열간압연 판재를 냉각하여 귄취하는 공정, 냉간압연 그리고 소둔공정으로 구분된다. 이러한 공정에서 열간압연 후 페라이트와 펄라이트의 조직을 갖는 판재를 냉간압연을 하여 가공한 후 A₁ 변태점 이상, A₃ 이하의 온도로 소둔하고 냉각속도를 조절하여 소둔과정에서 형성된 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키는 방법으로 제조한 강이 이상조직강이다. 이상조직강은 마르텐사이트 및 페라이트 분율에 의해 그 강도가 결정되는데, 전체 조직 중 마르텐사이트의 비율이 증가할수록 강도는 증가하고 연성이 감소하므로, 그 용도에 따라 적절한 마르텐사이트-페라이트의 비율을 가지는 것이 바람직하다.

한편, 이상조직강의 제조방법과 유사하게 소둔과정에서 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 냉각속도와 종료되는 냉각온도를 제어함으로써 상온에서 일부 오스테나이트를 잔류시킴으로써, 강도와 연성을 동시에 증가시키는 방법이 있다. 이렇게 생성된 잔류 오스테나이트를 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태시켜, 강도증가와 함께 소성유기변태에 의한 응력집중 완화 효과를 이용하여 연성을 증가시킨 강을 제조할 수 있는데, 이를 변태유기소성강이라고 하며, 이는 Si, Al 등을 첨가하여 준안정한 잔류 오스테나이트가 상온에서 마르텐사이트로 변하는 것을 억제하여 일정 분율 이상을 유지시키는 특징을 가진다. 이로 인하여 페라이트 내 탄소의 활동도가 증가하고 탄화물 생성이 억제되어 오스테나이트상 내에 탄소의 농도가 증가하며 잔류 오스테나이트의 안정성이 확보된다는 특징을 가진다.

이러한 높은 강도와 높은 연신율을 확보하기 위하여 종래에 알려진 기술로는 0.06~0.6wt%의 C, 0.5~3wt%의 [Si+Al], 0.5~3.0wt%의 Mn을 포함하여 800MPa 수준의 강도와 40% 연신율을 갖는 강 및 이를 제조하는 방법이 나타난 바 있다. 그러나 상기 종래 기술은 실질적으로 [Si+Al]의 양이 1.5wt%에 관해서만 기술하고 있다. 즉, Al이 1wt%가 첨가되면, Si는 0.5wt%가 첨가되는 형식인데, 이는 SI 및 Al의 합이 1.5wt%를 초과하면 강도 조건을 만족하기 어려운 경우가 많기 때문인 것으로 풀이된다. 따라서 상기 종래 기술의 [Si+Al]의 범위는 실질적으로 1.5wt% 이하로 볼 수 있다.

또한, 상기 종래 기술은 그 제조공정을 2가지로 분류했는데, 첫째는 열간압연 후 소둔이나 도금을 하는 제조공정, 둘째는 열간압연, 냉간압연 후 2단 소둔을 하는 제조공정이 그것이다. 하지만, 상기 2단 소둔에 의한 제조방법은 냉간압연 이 후 1단계 소둔에 의해 기지조직에 마르텐사이트를 형성하고, 2단계 소둔에서 통상적인 변태유기소성강에서 실시하는 소둔 방법을 이용하는 과정인데 이는 2단계에 걸친 소둔 과정을 거쳐서 조직을 형성하는 방법이므로 경제적으로 손실이며 실제 적용가능성이 낮다고 판단된다.

특히 종래의 강판들은 그 강도가 490MPa ~ 780MPa 수준에 불과하며, 제조공정 역시 복잡하여 보다 높은 강도와 우수한 가공성을 필요로 하는 강판으로 사용되기에는 문제가 있고, 비용적으로나 생산 효율면에서 개선되어야 할 여지가 존재한다.

본 발명은 상술한 문제점을 해결하고 아울러 980MPa 이상의 고강도와 28% 이상의 연신율을 구비하는 강도 및 가공성이 우수한 고강도강판을 경제적으로 제공할 수 있는 방법을 제공하고자 한다.

본 발명은, 탄소(C): 0.20~0.25wt%, 실리콘(Si): 1.2~1.6wt%, 망간(Mn): 1.2~1.6wt%, 알루미늄(Al): 0.5~1.5wt%, 니켈(Ni): 0.1~2.0wt%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03wt%, 보론(B): 5~30ppm, 안티몬(Sb): 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타의 불가피한 불순물을 포함하여, Si+Al의 함량에 관계없이 고강도 고가공성 특성을 가지는 냉연강판을 제공한다. 여기에서 상기 냉연강판의 미세조직은 면적분율로 lath 마르텐사이트 30~50%, 잔류 오스테나이트 10~30% 및 나머지 페라이트 조직을 포함할 수 있으며, 특히 상기 lath 마르텐사이트의 입자 사이즈는 100~1000nm일 수 있다. 이러한 냉연강판은 980MPa인장강도와 28%이상의 연신율을 나타낸다.

나아가 본 발명은 탄소(C): 0.20~0.25wt%, 실리콘(Si): 1.2~1.6wt%, 망간(Mn): 1.2~1.6wt%, 알루미늄(Al): 0.5~1.5wt%, 니켈(Ni): 0.1~2.0wt%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03wt%, 보론(B): 5~30ppm, 안티몬(Sb): 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타의 불가피한 불순물을 포함하며, 표면에 10㎛ 이하의 도금층을 포함하여, Si+Al의 함량에 관계없이 고강도 고가공성 특성을 가지는 용융아연도금강판을 제공한다. 여기에서 상기 용융아연도금강판의 미세조직은 면적분율로 lath 마르텐사이트 30~50%, 잔류 오스테나이트 10~30% 및 나머지 페라이트 조직을 포함할 수 있으며, 특히 상기 lath 마르텐사이트의 입자 사이즈는 100~1000nm일 수 있다. 이러한 용융아연도금강판은 980MPa인장강도와 28%이상의 연신율을 나타낸다.

나아가 본 발명은 탄소(C): 0.20~0.25wt%, 실리콘(Si): 1.2~1.6wt%, 망간(Mn): 1.2~1.6wt%, 알루미늄(Al): 0.5~1.5wt%, 니켈(Ni): 0.1~2.0wt%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03wt%, 보론(B): 5~30ppm, 안티몬(Sb): 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타의 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브에 대하여, A₃ 이상의 온도에서 열간압연을 종료하는 열간압연 단계, 70~110℃/초의 냉각속도로 냉각하는 냉각 단계, 100~300℃에서 권취하는 권취 단계 및 30%이하의 압하율로 냉간압연 및 소둔하는 냉간압연 단계를 포함하는 고강도 고가공성 냉연강판의 제조방법을 제공한다. 특히, 상기 냉각 단계는 lath 마르텐사이트 조직을 형성하며, 상기 lath 마르텐사이트의 입자 사이즈는 100~1000nm일 수 있다.

나아가 본 발명은, 탄소(C): 0.20~0.25wt%, 실리콘(Si): 1.2~1.6wt%, 망간(Mn): 1.2~1.6wt%, 알루미늄(Al): 0.5~1.5wt%, 니켈(Ni): 0.1~2.0wt%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03wt%, 보론(B): 5~30ppm, 안티몬(Sb): 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타의 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브에 대하여, A₃ 이상의 온도에서 열간압연을 종료하는 열간압연 단계, 70~110℃/초의 냉각속도로 냉각하는 냉각 단계, 100~300℃에서 권취하는 권취 단계, 30%이하의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연 단계 및 450~500℃의 도금욕에서 용융아연도금하는 용융아연도금 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다. 특히, 상기 냉각 단계는 lath 마르텐사이트 조직을 형성하며, 상기 lath 마르텐사이트의 입자 사이즈는 100~1000nm일 수 있다.

본 발명은 최적화된 성분계를 바탕으로, A₃이상의 오스테나이트 영역에서 열간압연 공정 이후 강도를 크게 증가시킬 수 있는 lath 형태의 미세한 마르텐사이트 조직을 형성시키고, 이어 30% 이하의 낮은 압하율로 냉간압연하고 소둔공정을 수행함으로써, 초기에 생성된 미세 마르텐사이트 기지조직의 재결정화를 억제하고 초기 조직을 거의 그대로 유지하는 고강도 템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성한다. 특히, 제2상인 잔류 오스테나이트의 안정성을 확보함으로써 연성을 크게 증가시키고 아울러 경제성도 고려하여 강도 및 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 저비용으로 제공할 수 있다.

이하 본 발명의 강판을 구성하는 성분계에 관하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.20~0.25wt%

강 중 C는 철강에서 가장 중요한 성분으로 강도 및 연성 등 모든 물리적, 화학적 특성에 밀접한 관계를 갖는다. C의 양이 0.2% 미만인 경우에는 잔류 오스테나이트의 분율과 안정성이 감소할 수 있으며, 반면 0.25%를 초과하면 용접성이 저하될 수 있고 제2상 분율이 과다하게 증가하여 가공성이 저하될 수 있으므로, 본 발명에는 C의 범위를 0.20~0.25wt%로 제한하였다.

실리콘(Si): 1.2~1.6wt%

Si는 페라이트에 고용되어서 페라이트를 안정화시키는 성분이며, 특히 본 발명에서 Si는 페라이트 내에 고용되어 강도를 향상시키고 탄소의 활동도를 상승시켜 오스테나이트 상 내에 탄소의 농도를 증가시키고, 카바이드상의 생성을 억제시켜서 잔류 오스테나이트의 안정성을 높이는 역할을 한다. Si의 양이 1.2% 미만인 경우에는 강의 강도가 저하되며, 카바이드상과 같은 탄화물 생성억제 효과가 저하되고, 반면 1.6%를 초과하면 열연스케일을 유발시키며, 도금성 및 용접성이 열화될 수 있 다.

망간(Mn): 1.2~1.6wt%

Mn은 경화능을 크게 하여 침상형 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상의 형성을 용이하게 하여 강도 향상에 도움을 주며, 아울러 오스테나이트를 안정화 시키는 성분이므로 본 발명에서는 1.2wt% 이상을 첨가한다. 하지만 Mn이 과도하게 다량으로 첨가되면 용접성이 저하될 수 있고, 열간압연시 판재의 중앙부에 편석대를 형성하며 개재물이 형성되어 수소취성이 발생할 수 있으므로 그 상한은 1.6wt%로 한정한다.

알루미늄(Al): 0.5~1.5wt%

Al은 페라이트 안정화 원소로 작용하여 고용강화 효과를 나타내고, 카바이드와 같은 탄화물의 생성을 억제하며, 잔류 오스테나이트 내의 탄소농도를 증가시켜서 안정성을 향상시키는 성분이다. Al의 첨가량이 0.5wt% 미만에서는 오스테나이트의 안정성이 저하되고 탄화물의 생성을 억제하기가 힘들며, 반면 1.5wt%를 초과하면 오스테나이트의 분율이 저하되어서 연성, 표면 특성이 저하될 수 있다.

니켈(Ni): 0.1~2.0wt%

Ni은 Mn과 유사한 거동을 나타내며 오스테나이트 안정화 성분으로 작용한다. 즉, 0.1wt% 이상 첨가하면 잔류 오스테나이트의 안정성이 높아지고 그 분율이 증가 한다. 하지만 2.0wt%를 초과하는 과다한 첨가는 강의 연성을 급격히 떨어뜨리므로 Ni의 함량은 0.1~2.0wt%로 한정한다.

티타늄(Ti): 0.005~0.03wt%

Ti는 Al과 N의 결합을 통한 AlN 질화물 형성을 억제하여 Al이 본 발명에서 의도된 작용을 할 수 있도록 TiN을 형성하는 작용을 한다. 따라서 그 함량은 0.005wt% 이상 첨가되어야 한다. 하지만 0.03wt%를 초과하는 범위에서는 그 기능이 포화되고 경제성이 떨어지는바, Ti의 함량은 0.005~0.03wt%의 범위로 한정한다.

보론(B): 5~30ppm

B은 강 중에 소량을 첨가해도 경화능을 향상시키는 성분으로, 5ppm 이상 첨가하면 고온에서 오스테나이트 입계에 편석되어 페라이트 형성을 억제함으로써 경화능 향상에 기여하지만, 30ppm를 초과하여 과다하게 첨가되면 재결정 온도를 상승시켜 드로잉성을 저하시킬 수 있고 용접성도 열화될 수 있으므로 그 함량을 5~30ppm으로 한정한다.

안티몬(Sb): 0.01~0.03wt%

Sb는 표면특성을 개선하기 위한 원소로서 0.01wt% 이상 첨가하나, 0.03wt%를 초과하여 과다하게 첨가하면 오히려 표면에 농화가 발생하여 표면특성이 저하될 수 있으므로 본 발명에서는 그 함량을 0.01~0.03wt%로 한정한다.

이하 본 발명의 강판을 구성하는 미세 조직에 관하여 상세히 설명한다.

본 발명의 강판은 lath 마르텐사이트를 기지 조직으로 하며, 여기에 오스테나이트를 포함하며, 잔부는 페라이트로 이루어지는 조직을 가지는 것을 특징으로 한다.

상기 lath 마르텐사이트는 본 발명에서 면적분율을 기준으로 30~50%로 포함한다. Lath 마르텐사이트는 고강도 조건을 유지하기 위하여 30% 이상 포함되어야 하나, 지나치게 마르텐사이트 조직의 점유율이 높으면 연성이 저하되어 가공성에 문제가 발생할 수 있으므로 그 상한은 50%로 한정한다.

상기 lath 마르텐사이트의 lath 사이즈는 100~1000nm 범위로, 바람직하게는 lath의 상대적으로 짧은 부위의 사이즈는 100~500nm 범위로, 그리고 lath의 긴 부위의 사이즈는 200~1000nm로 유지한다. Lath 사이즈가 지나치게 작은 경우에는 생산성 및 비용의 문제가 발생할 수 있으며, 반면 lath의 사이즈가 너무 크면 강판의 강도가 저하될 수 있다.

또한, 잔류 오스테나이트 조직을 10~30% 포함한다. 잔류 오스테나이트는 본 발명의 강판에서 연성을 향상시키고 이로 인한 가공성 개선에 도움을 주므로 10% 이상으로 한정한다. 하지만 잔류 오스테나이트 조직이 30%를 초과하여 존재하면 강 도가 저하될 수 있는바, 10~30%의 범위에서 잔류 오스테나이트 조직을 유지한다.

이하 본 발명을 제조하는 제조공정 중 주요 조건에 관하여 보다 상세히 설명한다.

(열간압연 후 냉각속도)

본 발명에서는 A₃이상의 오스테나이트 영역에서 열간압연을 종료한 후, 70~110℃/초의 냉각속도로 냉각한다. 냉각속도가 70℃/초 미만인 경우에는 본 발명에서 필요로 하는 미세조직을 얻기가 힘들고, 반면 110℃/초를 초과하는 경우에는 지나치게 빠른 냉각속도로 인하여 강판 내부에 shrinkage, void 형성, 소재의 뒤틀림 등의 문제가 발생할 수 있다.

(권취공정)

권취온도는 본 발명에서 매우 중요한 요소로서, 본 발명에서는 열간압연 공정 및 급냉 이후에 열연강판을 100~300℃에서 권취한다. 권취온도가 300℃를 초과하는 온도에서 권취를 하게 되면 페라이트 조직이 기지 조직으로 형성되어 강도가 크게 저하될 수 있다. 반면 본 발명에서와 같이, 100~300℃ 범위에서 권취를 하게 되면 기지조직이 lath형상의 미세한 마르텐사이트 조직을 가져, 열간압연 후 강도와 연성의 증가가 통상의 조직을 갖는 강보다 훨씬 증가하게 된다.

(냉간압연공정)

30% 이하의 냉간압연을 통해서 귄취 과정에서 생긴 초기 기지조직인 미세한 마르텐사이트 조직을 향후 소둔 시 재결정이 발생하지 않을 정도 변형량을 발생시킨다. 냉간압연의 압하율이 30%를 초과하게 되면 과다한 변형량으로 인해 소둔 시 재결정이 빠르게 발생하여 초기의 마르텐사이트 기지 조직이 재결정되어 입자가 조대화되고 전위(dislocation)가 사라져서 강도 저하가 발생할 수 있다. 따라서 냉간압하율을 30% 이하로 제한한다.

냉간압연을 거친 이후에는 통상적인 소둔공정(780℃, 20분 유지 후 400℃, 150초의 연속소둔공정)을 통해 본 발명에서 목표로 하는 980MPa 수준의 고강도 및 28% 이상의 연신율을 가지는 강판을 제조할 수 있다.

아울러 본 발명의 강판은 450~500℃의 도금욕에서 용융아연도금하는 용융아연도금 단계 를 통해 용융아연도금 강판으로 사용할 수 있다. 450℃ 미만에서는 도금 효율이 저하되며, 반면 500℃를 초과하는 온도에서는 불필요한 에너지가 소모되므로 상기 범위에서 도금을 실시한다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

(실시예 1)

하기 표 1은 본 실시예에서 사용된 강 슬라브에 포함되는 합금 성분으로, 실험 강종 중 A~G는 본 발명의 조성범위에 속하고, H~L은 본 발명의 조성범위를 벗어난 것이다.

강종	C	Si	Al	Ni	P	S	Ti	B(ppm)	Sb
A	0.21	1.49	0.48	0	0.015	0.002	0.015	10	0.02
B	0.19	1.47	0.98	0	0.016	0.003	0.018	8	0.03
C	0.2	1.50	1.51	0	0.014	0.002	0.020	10	0.015
D	0.18	1.51	0.04	0.12	0.018	0.002	0.09	12	0.035
E	0.21	1.49	1.02	0.25	0.013	0.002	0.029	29	0.025
F	0.22	1.48	0.05	1.98	0.02	0.003	0.020	20	0.04
G	0.2	1.50	1.01	1.97	0.016	0.002	0.006	14	0.01
H	0.21	1.49	0.04	0	0.015	0.002	0.002	5	0.005
I	0.22	0.52	1.03	0	0.014	0.003	0.0015	3	0.002
J	0.19	1.03	0.48	0	0.017	0.002	0.08	5	0.003
K	0.18	1.48	0.05	0.5	0.013	0.002	0.09	4	0.001
L	0.2	1.51	0.98	0.5	0.015	0.002	0	3	0.001

(B를 제외한 다른 원소의 단위:wt%)

상기 조성의 강 슬라브를 열연공정을 거쳐 온도에 따라 귄취 후 하기 표 2에 따른 냉연 및 소둔 조건으로 처리하였다.

구분	강종	열간압연 종료온도 (℃)	냉각속도 (℃/sec)	권취온도 (℃)	소둔온도 (℃)	오스템퍼링온도 (℃)
1-1	A	875	21	600	781	401
1-2	A	880	75	250	780	400
2-1	B	878	21	600	785	403
2-2	B	870	90	200	782	402
3-1	C	882	21	600	782	407
3-2	C	876	70	290	781	405
4-1	D	871	18	620	785	402
4-2	D	873	100	150	788	409
5-1	E	882	18	620	783	401
5-2	E	879	100	150	788	400
6-1	F	873	25	550	780	403
6-2	F	874	115	100	784	405
7-1	G	884	30	500	783	408
7-2	G	878	90	200	789	403
8-1	H	887	21	600	785	402
8-2	H	881	75	400	782	407
9-1	I	872	18	620	789	404
9-2	I	879	90	200	781	401
10-1	J	884	21	600	780	409
10-2	J	885	100	150	783	405
11-1	K	876	25	550	782	399
11-2	K	877	70	450	786	402
12-1	L	882	30	500	783	406
12-2	L	885	90	200	787	409

재료의 기계적 특성 중 인장특성은 성분과 미세조직의 제조조건에 따라 달라진다. 본 발명의 강판은 초기에 생성된 lath 형상의 미세한 마르텐사이트 기지조직과 제2상의 잔류 오스테나이트를의 분율을 증가시키고 안정화시켜, 변형을 받을 때 변태를 통해 우수한 기계적 특성을 얻고자 하는 것이다. 우수한 가공성과 강도를 얻기 위해서는 기지조직의 특성 및 잔류 오스테나이트의 안정성 및 분율이 중요하다.

또한, 강판의 가공성은 소재의 항복비(항복강도/인장강도의 비)와 밀접한 관계를 가지며, 항복비가 낮을수록 가공성은 향상된다. 하기 표 3은 상기 표 2와 같이 제조된 시편을 이용하여 인장강도와 연신율을 실험한 결과를 나타낸 것이다.

구분	강종	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	전체연신율 (%)	인장강도전체연신율 밸런스(MPa%)	항복비	비고
1-1	A	621.3	851.1	23.4	19915.74	0.73	비교예1
1-2	A	574.4	986.5	29.7	29299.05	0.58	발명예1
2-1	B	581.9	868.5	22.8	19801.8	0.67	비교예2
2-2	B	552.4	990.3	29.1	28817.73	0.56	발명예2
3-1	C	575.1	912.8	23.1	21085.68	0.63	비교예3
3-2	C	599.1	998.4	29.2	29153.28	0.60	발명예3
4-1	D	532.6	845.4	25.1	21219.54	0.63	비교예4
4-2	D	513.8	988.1	30.0	29643	0.52	발명예4
5-1	E	565.2	883.2	22.4	19783.68	0.64	비교예5
5-2	E	565.7	992.5	29.9	29675.75	0.57	발명예5
6-1	F	622.4	902.0	24.2	21828.4	0.69	비교예6
6-2	F	476.9	993.6	29.2	29013.12	0.48	발명예6
7-1	G	670.4	918.4	22.6	20755.84	0.73	비교예7
7-2	G	603.1	1005.2	28.8	28949.76	0.60	발명예7
8-1	H	604.2	839.2	25.2	21147.84	0.72	비교예8
8-2	H	583.9	898.4	24.7	22190.48	0.65	비교예9
9-1	I	475.9	670.4	31.2	20916.48	0.71	비교예10
9-2	I	460.9	720.3	30.7	22113.21	0.64	비교예11
10-1	J	481.8	752.9	25.7	19349.53	0.64	비교예12
10-2	J	436.4	779.3	23.5	18313.55	0.56	비교예13
11-1	K	484.7	850.3	23.8	20237.14	0.57	비교예14
11-2	K	503.3	882.9	24.9	21984.21	0.57	비교예15
12-1	L	608.2	881.4	20.1	17716.14	0.69	비교예16
12-2	L	605.7	931.8	24.9	23201.82	0.65	비교예17

발명예 1 내지 7을 살펴보면, 본 발명의 성분계를 만족시키고 아울러 300℃ 이하에서 권취를 함으로써 본 발명에서 목표로 하는 980MPa 이상의 인장강도 및 28% 이상의 연신율과 같은 기계적 특성을 만족시킬 수 있다는 것을 알 수 있다. 또한, 본 발명의 발명예들은 0.6 이하의 항복비를 나타내므로 그 가공성도 매우 우수하다는 것을 알 수 있다. 이러한 결과에서 본 발명과 같이, 열연공정 후 저온권취를 해서 기지조직을 lath형태의 미세한 마르텐사이트로 만든 후 잔류 오스테나이트의 안정성 확보를 통해서 냉연 및 소둔하면, 초기에 형성된 마르텐사이트 기지조직의 재결정이 발생하지 않으면서 템퍼드 마르텐사이트를 형성할 수 있어 충분한 강도와 연신율의 확보가 가능하였다.

반면 본 발명의 조건들을 벗어난 비교예 1~17은 980MPa 미만의 인장강도 또는 25% 이하의 연신율을 가지며, 항복비도 0.6 이상을 나타내므로 본 발명에서 목표로 하는 고강도 및 우수한 가공성을 얻을 수 없었다.

(실시예 2)

본 실시예에서는 Al+Si의 양과 권취온도에 따른 인장강도 및 연신율과의 관계를 실험하였으며, 이에 대한 결과를 도 1 및 도 2에 나타내었다. 상기 도 1 및 도 2를 살펴보면, Al+Si의 합이 1.5중량% 이상 및 권취온도가 300℃ 이하에서는 인장강도 및 연신율 특성이 향상되는 것을 알 수 있었다.

이러한 결과를 종합하여, 바람직한 인장강도 및 연신율을 얻기 위한 Al+Si의 함량 및 권취온도의 범위를 도 3에 나타내었다. 도 3에서 볼 수 있듯이 Al+Si합이 1.5중량% 이상이며 권취온도가 100~300℃인 범위에서 우수한 인장강도 및 연신율 특성을 얻을 수 있었다.

도 1은 본 발명을 위해 예비 시험된 [Si+Al]함량 vs 권취온도에 따른 인장강도의 시험결과를 나타낸 도표이다.

도 2은 본 발명을 위해 예비 시험된 [Si+Al]함량 vs 권취온도에 따른 연신율의 시험결과를 나타낸 도표이다.

도 3은 본 발명에 따라 제조된 발명강과 비교강의 Si[Si+Al]함량 vs 권취온도에 따른 인장강도 및 연신율을 고려한 본 발명 시험결과 도표이다.

Claims

탄소(C): 0.20~0.25wt%, 실리콘(Si): 1.2~1.6wt%, 망간(Mn): 1.2~1.6wt%, 알루미늄(Al): 0.5~1.5wt%, 니켈(Ni): 0.1~2.0wt%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03wt%, 보론(B): 5~30ppm, 안티몬(Sb): 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타의 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 냉연강판.
제1항에 있어서, 상기 냉연강판의 미세조직은 면적분율로 lath 마르텐사이트 30~50%, 잔류 오스테나이트 10~30% 및 나머지 페라이트 조직을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 냉연강판.
제2항에 있어서, 상기 lath 마르텐사이트의 입자 사이즈는 100~1000nm임을 특징으로 하는 고강도 고가공성 냉연강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉연강판은 980MPa인장강도와 28%이상의 연신율을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 냉연강판.
탄소(C): 0.20~0.25wt%, 실리콘(Si): 1.2~1.6wt%, 망간(Mn): 1.2~1.6wt%, 알루미늄(Al): 0.5~1.5wt%, 니켈(Ni): 0.1~2.0wt%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03wt%, 보론(B): 5~30ppm, 안티몬(Sb): 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타의 불가피한 불순물을 포함하며

표면에 10㎛ 이하의 도금층을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 용융아연도금강판.
제5항에 있어서, 상기 용융아연도금강판의 미세조직은 면적분율로 lath 마르텐사이트 30~50%, 잔류 오스테나이트 10~30% 및 나머지 페라이트 조직을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 용융아연도금강판.
제6항에 있어서, 상기 lath 마르텐사이트의 입자 사이즈는 100~1000nm임을 특징으로 하는 고강도 고가공성 용융아연도금강판.
제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉연강판은 980MPa인장강도와 28%이상의 연신율을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 용융아연도금강판.
탄소(C): 0.20~0.25wt%, 실리콘(Si): 1.2~1.6wt%, 망간(Mn): 1.2~1.6wt%, 알루미늄(Al): 0.5~1.5wt%, 니켈(Ni): 0.1~2.0wt%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03wt%, 보론(B): 5~30ppm, 안티몬(Sb): 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타의 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브에 대하여,

A₃ 이상의 온도에서 열간압연을 종료하는 열간압연 단계;

70~110℃/초의 냉각속도로 냉각하는 냉각 단계;

100~300℃에서 권취하는 권취 단계; 및

30%이하의 압하율로 냉간압연 및 소둔하는 냉간압연 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 냉연강판의 제조방법.
제9항에 있어서, 상기 냉각 단계는 lath 마르텐사이트 조직을 형성하는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 냉연강판의 제조방법.
제10항에 있어서, 상기 lath 마르텐사이트의 입자 사이즈는 100~1000nm임을 특징으로 하는 고강도 고가공성 냉연강판의 제조방법.
탄소(C): 0.20~0.25wt%, 실리콘(Si): 1.2~1.6wt%, 망간(Mn): 1.2~1.6wt%, 알루미늄(Al): 0.5~1.5wt%, 니켈(Ni): 0.1~2.0wt%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03wt%, 보론(B): 5~30ppm, 안티몬(Sb): 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타의 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브에 대하여,

A₃ 이상의 온도에서 열간압연을 종료하는 열간압연 단계;

70~110℃/초의 냉각속도로 냉각하는 냉각 단계;

100~300℃에서 권취하는 권취 단계;

30%이하의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연 단계; 및

450~500℃의 도금욕에서 용융아연도금하는 용융아연도금 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 용융아연도금강판의 제조방법.
제12항에 있어서, 상기 냉각 단계는 lath 마르텐사이트 조직을 형성하는 것을 특징으로 하는 고강도 고가공성 용융아연도금강판의 제조방법.
제13항에 있어서, 상기 lath 마르텐사이트의 입자 사이즈는 100~1000nm임을 특징으로 하는 고강도 고가공성 용융아연도금강판의 제조방법.